TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料的熱變形行為及組織演變

張高杰， 馬鳳倉， 劉新寬， 李 偉， 張 柯

（上海理工大學 材料科學與工程學院，上海 200093）

隨著航空航天、電子和汽車等領域對耐高溫材料性能要求的不斷提升，鈦基復合材料以其高比強度、高的高溫強度、良好的耐腐蝕性、高彈性模量被廣泛研究[1-3]。原位熔鑄技術制造鈦基復合材料方法簡單，并且可進一步采用鍛造、軋制和擠壓等簡單的工藝對復合材料進行加工。除此之外，原位熔鑄技術制備的鈦基復合材料避免了外加法制備技術存在的界面污染問題，具有基體和增強相之間結合強度高的優點[4-6]。TiB 增強相具有優異的性能，例如高強度、高彈性模量、密度與鈦合金相似和原位生成TiB 增強相呈纖維狀且具有較高的長徑比[7]，因此原位熔鑄制備TiB 增強鈦基復合材料是研究的熱點。

由于增強相的加入，增強相和基體之間力學性能的不匹配會導致鈦基復合材料的熱加工性能降低，這引起了研究人員的廣泛關注[8-10]。通過等溫熱壓縮模擬試驗，可以研究在不同的變形溫度和應變速率下復合材料的熱變形行為，進而實現對其熱加工工藝參數的優化，調控其組織性能。馬鳳倉等[11]通過等溫熱壓縮模擬試驗研究了TiC 增強鈦基復合材料的熱變形行為，研究表明：TiC 的摻入會大大增加流動應力；閾值應力的變化可能是由于溫度的變化以及部分α 相向β 相的轉變所致。Chen 等[12]研究了具有層狀組織的Ti60 合金的熱變形行為和組織演變，研究表明，在熱變形的過程中，變形機制主要是α 相的球化。α 相球化的最佳參數：變形溫度為990～1 010 ℃；應變速率為0.01 s-1；應變為60%。馬鳳倉等[13]應用增強因子C0來估算熱加工后TiB 增強相的增強效果。結果表明，熱加工變形越大，C0值越高，強度越高，但C0值低于理想模型，原因可能是TiB 增強相在熱加工過程中破裂。因此，研究鈦基復合材料的熱變形行為和TiB 增強相的斷裂對于深入理解加工過程中的機制是有意義的。

在本研究中，采用原位熔鑄法制備了體積分數為5%的TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料。為了描述應變速率、變形溫度、峰值流動應力之間的關系，建立了一個雙曲正弦本構方程。此外，還研究了在不同的應變速率和變形溫度下，組織的演變和增強相的斷裂機制。

1 試驗材料與方法

1.1 材料的制備

采用原位熔鑄技術制備體積分數為5%的TiB增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料。試驗原料為一級海綿鈦、海綿鋯、鋁絲、硅粉(粒徑6～12 μm)和TiB2粉(粒徑≤45 μm)。增強相含量的計算公式為：

式中：iv、im、ρr、ρm分別為增強相的體積分數、質量分數、密度和基體合金密度。

制備TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料的過程如下：首先將海綿鈦、海綿鋯、鋁絲、硅粉和TiB2混合均勻，然后使用壓力機把這些混合均勻后的材料壓制成棒狀，再將這些棒狀材料焊接在一起，最后放置在自耗式真空熔融爐中熔煉，為了保證熔煉的材料成分均勻，對材料進行3 次熔煉。

1.2 物相分析

采用X 射線衍射儀(X-ray diffraction, XRD)對鑄態TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料進行物相分析。制備XRD 的樣品的方式如下：首先用線切割設備將樣品切割成10 mm×10 mm×5 mm 的薄片，然后用200 目到1 500 目的砂紙進行打磨，直至表面平滑且有金屬光澤，最后放置在無水乙醇中超聲清洗10 min，待表面干燥后，使用橡皮泥將樣品水平放置在載玻片上進行測試。測試的具體參數為：采用Cu 靶Kα 射線進行掃描；掃描角度為20°～90°；加速電壓是40 kV；加速電流為200 mA。

1.3 等溫壓縮試驗

用線切割設備將TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料鑄錠切割成直徑為8 mm、高度為12 mm 的圓柱體，作為等溫熱壓縮模擬試驗的樣品。使用Gleeble-1500 熱模擬機進行等溫熱壓縮模擬試驗，試驗參數為：壓縮比為0.50，變形溫度為850～1 050 ℃，應變速率為0.02，0.10，0.50 s-1。

1.4 微觀組織觀察

為了保持不同變形溫度和應變速率下的微觀結構，在試驗后立即進行水淬，然后沿壓縮方向切割樣品。對切割后的樣品進行打磨和拋光，最后使用Kroll's 腐蝕液(HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶10，體積分數比)對樣品進行腐蝕，然后采用光學顯微鏡觀察樣品的微觀結構。

采用透射電子顯微鏡(transmission electron microscope, TEM)對變形溫度為950 ℃，應變速率為0.02 s-1試驗條件下的等溫熱壓縮模擬試驗樣品進行觀察。樣品的制備方式為：首先，將已完成熱模擬試驗的復合材料切割成厚度約為1 mm 樣品，使用1 000 目和2 000 目的砂紙對其進行打磨，至厚度為30～50 μm；然后，把打磨后的樣品沖成直徑為3 mm圓片樣品；最后，把圓片樣品放置在離子減薄儀上，采用與樣品表面角度成15°的離子束進行減薄，直至樣品出現孔洞。

2 試驗結果與分析

2.1 熱壓縮前物相和顯微組織

圖1 是鑄態下TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料的XRD 譜圖和光學顯微組織圖。從圖1(a)中可以看出，復合材料的XRD 譜圖中沒有檢測到TiB2的衍射峰，這表明在熔鑄過程中，TiB2已經和Ti 完全發生原位反應。TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料基體呈現典型的鑄態鈦合金組織特征：大多數條狀α 組織和少量已經轉變的β 相。從圖1(b)中可以看出，呈纖維狀的TiB 增強相均勻地分布在基體中。

圖 1 TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料的XRD 譜圖和光學顯微組織圖Fig.1 XRD pattern and optical microstructure image of the as-cast TiB reinforced Ti-6Al-5Zr-0.8Si composite

2.2 熱壓縮試驗過程的應力-應變曲線

圖2 是TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料在應變速率為0.02，0.10，0.50 s-1，變形溫度為850～1 050 ℃條件下的等溫熱壓縮模擬試驗的應力-應變曲線。由圖2 可知，TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料的應力-應變曲線的變化趨勢為：當應變開始增加時，應力隨著應變的增加而迅速增大并達到峰值，隨著應變進一步的增加，應力幾乎不再發生變化，在加工硬化、塑性變形、材料的回復和再結晶等因素的共同作用下達到平衡的狀態。由于時間不足和增強相TiB 的摻入會對基體組織的變化產生影響，因此在低變形溫度和高應變速率下具有較高的流變應力[14]。在較低的應變速率下，動態再結晶的行為更加明顯，并且加工硬化行為較弱。這是因為，在低應變速率下變形時間更長，并且壓縮的樣品有足夠的時間進行動態再結晶。這種現象表明，流變應力對變形溫度和應變速率極為敏感。Xu 等[15]的研究表明：足夠的時間和較低的應變，是促進動態再結晶過程的有利條件；在溫度較低和應變速率較高的條件下，雖然有高位錯密度和高應變，但是沒有足夠的時間來誘發動態再結晶，從而發生軟化，這種軟化現象也歸因于板條α 相的球化。球化可以促進α 相向β 相的轉變，由于β 相比α 相易于塑性變形，因此球化過程也是一種軟化機制。

2.3 熱變形本構方程的建立

圖 2 不同變形溫度和應變速率下的應力-應變曲線Fig.2 Stress-strain curves at different deformation temperatures and different strain rates

變形激活能不僅是評估材料發生位錯運動所需的最小能量參數，也是評估材料變形難度的重要參數[16]。簡單和高精度是Arrhenius 模型的特征，因此被廣泛用于表征熱加工過程中鈦基復合材料的應力與應變的關系[17-19]。因此，本試驗采用Arrhenius模型來表征等溫熱壓縮模擬試驗中復合材料的熱變形行為，方程為：

式(6)可以表示為：

由式(7)確定α 的值為0.004 539。

根據式(9)確定變形激活能的值：

基于Zener 等[21]的研究結果，變形溫度和應變速率之間的關系可以表示為：

對式（10）取對數可得到：

將式(8)帶入到式(11)中可以得到：

把 σ，Q，T 和R 帶入到式(10)中，可以得到Z 的值。然后對式(10)進行擬合，lnZ 和ln[sinh(ασ)]之間的線性關系如圖5 所示。通過線性擬合獲得n3和lnA3的值分別為10.49 和50.56。將計算出的Q，α，n 值代入式(5)，得到TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料的本構方程為：

圖 3 σ-lnε ˙和Inσ-lnε ˙的線性關系Fig.3 Linear relationships of σ-lnε ˙ and Inσ-lnε˙

圖 4 ln[sinh(ασ)]-lnε ˙和ln[sinh(ασ)]-T -1 的線性關系Fig.4 Linear relationships of ln[sinh(ασ)]-lnε ˙ and ln[sinh(ασ)]-T -1

圖 5 lnZ-ln[sinh(ασ)]的線性關系Fig.5 Linear relationship of lnZ-ln[sinh(ασ)]

式(13)可以很好地描述TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料在850～1 050 ℃變形溫度和0.02，0.10，0.50 s-1應變速率下的峰值應力與應變速率和變形溫度之間的關系，為后續的熱加工工藝參數的選擇提供了理論依據。

2.4 微觀組織演變

圖6 為在850～1 050 ℃的變形溫度和0.02，0.10，0.50 s-1的應變速率下，TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料的光學顯微組織圖。當應變速率為0.02 s-1時，隨著變形溫度的升高，基體由大量的α 相轉變成晶粒細小的β 相。但是，當應變速率為0.10 s-1時，即使變形溫度達到1 050 ℃，基體中也不會出現晶粒細小的β 相，表明基體在該應變速率下，沒有充足的時間進行再結晶。同樣，當應變速率為0.10 s-1和0.50 s-1時，也出現了相似的結果。

圖 6 不同變形溫度和應變速率下TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料的光學顯微組織圖Fig.6 Optical microstructure images of the TiB reinforced Ti-6Al-5Zr-0.8Si composites at different deformation temperatures and different strain rates

基質和晶須之間的可塑性不匹配，因此在加工過程中TiB 增強相會產生斷裂，從而對材料的性能產生很大影響[22]。TiB 增強相的強化效果與其長徑比密切相關[23]。垂直于熱加工方向或具有較大取向角的晶須無法隨基材一起旋轉，這會導致增強相TiB 產生更多斷裂。但是，與熱加工方向平行或取向角小的增強相TiB 在熱加工過程中容易旋轉，因此容易與基體一起變形。從圖6 中可以看出，當應變速率為0.10 s-1時，TiB 增強相會發生嚴重的斷裂，隨著應變速率的降低，TiB 增強相的斷裂情況有所改善。增強相TiB 斷裂的原因可能是：一方面，在較低的溫度和較高的應變速率下，增強相TiB 比基體堅硬得多，并且它們是脆性相，導致應力集中，因此，TiB 增強相嚴重斷裂；另一方面，變形時間短，導致熱量積聚。因此，TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料不適合在低溫和高應變的條件下進行加工。

TiB 增強相在相變過程中起著重要作用。從圖7 中可以看出，TiB 增強相周圍有大量的位錯，這些位錯可能是由TiB 增強相和基體之間對應力的響應程度不同而引起的。應變的積累可能會對承受較大載荷的TiB 增強相產生嚴重的影響。同時，TiB 增強相周圍堆積的大量位錯可以加速α 相的球化，球化促進了α 相向β 相的轉化，這個結果與Roy等[24]的研究結果相似。在他們的研究中，TiB 增強相和基體之間的變形不協調性導致TiB 增強相周圍聚集大量的位錯，從而導致隨后的球化。這種相變的發生增加了晶界滑移并消除了熱加工過程中的不穩定性，同時也解釋了在高變形溫度和低應變速率下TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料不會發生微觀和宏觀結構不穩定性的現象。

圖 7 在變形溫度為950 ℃和應變速率為0.02 s-1 條件下TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料的TEM 圖Fig.7 TEM image of the TiB reinforced Ti-6Al-5Zr-0.8Si composite at the deformation temperature of 950 ℃and the strain rate of 0.02 s-1

3 結 論

本研究制備了體積分數為5%的TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料，并在變形溫度為850～1 050 ℃和應變速率為 0.02，0.10，0.50 s-1的條件下研究了其熱變形行為和微觀組織演變規律，得出以下結論。

（1）流變應力對變形溫度和應變速率極為敏感。當應變開始增加時，應力隨著應變的增加而迅速增大并達到峰值，隨著應變進一步的增加，開始出現應力穩定的狀態，并且在加工硬化、塑性變形、材料的回復和再結晶等因素的共同作用下達到平衡的狀態。

（2）根據不同變形溫度和應變速率條件下的實際應力和應變，計算出TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料的變形激活能為576.59 kJ/mol，其本構方程為：

這對后續TiBTi-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料的熱加工選擇工藝參數提供了理論依據。

（3）TiB 增強Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復合材料隨著變形溫度的提高，其基體會由大量的α 相轉變成細小的β 相。在低變形溫度（≤950 ℃）和高應變速率（≥0.10 s-1）的條件下，TiB 增強相的斷裂嚴重，尤其是取向角較大的纖維。